ES2885324T3 - Procedimiento de producción de una lámina de acero recubierta de alta resistencia que tiene ductilidad y conformabilidad mejoradas, y lámina de acero recubierta obtenida - Google Patents

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Abstract

Un procedimiento de producción de una lámina de acero recubierta que tiene una resistencia a la tracción RT de al menos 1100 MPa, un alargamiento total AT según la norma ISO 6892-1 de al menos el 12 %, siendo el producto RTxAT de la resistencia a la tracción por el alargamiento total de al menos el 14200 % en MPa, y una relación de expansión de agujero HER según la norma ISO 16630:2009 de al menos el 25 %, donde el procedimiento comprende las siguientes etapas sucesivas: - proporcionar una lámina de acero laminada en frío, conteniendo la composición química del acero en % en peso: 0,15 % <= C <= 0,23 %, 2,0 % <= Mn <= 2,7 %, con C+Mn/10 >= 0,420 %, 0 <= Cr <= 0,40 %, con Mn + Cr >= 2,25 %, 0,2 % <= Si <= 1,6 % 0,02 % <= Al <= 1,2 %, con 1,0 % <= Si + Al <= 2,2 %, 0 <= Nb <= 0,035 %, 0 <= Mo <= 0,1 %, siendo el resto Fe e impurezas inevitables, - recocer la lámina de acero a una temperatura de recocido TR para obtener una estructura que comprenda al menos el 65 % de austenita y como máximo el 35 % de ferrita intercrítica, - templar la lámina desde una temperatura de al menos 600 °C a una velocidad de enfriamiento comprendida entre 20 °C/s y 100 °C/s hasta una temperatura de temple TT entre 200 °C y 270 °C, - calentar la lámina hasta una temperatura de partición TP comprendida entre 400 °C y 480 °C, y mantener la lámina a esta temperatura de partición TP durante un tiempo de partición Tp comprendido entre 50 s y 250 s, - recubrir por inmersión en caliente la lámina a una temperatura inferior a 515 °C, -enfriar la lámina recubierta a temperatura ambiente, a una velocidad superior a 10 °C/s, teniendo la lámina de acero una microestructura que consiste en, en fracción superficial: - entre el 3 % y el 15 % de austenita retenida, - al menos el 30 % de martensita templada, con un contenido de C de como máximo el 0,45 %, - como máximo el 5 % de martensita fresca, con un contenido de C de al menos el 0,9 %, - como máximo el 35 % de bainita, consistiendo la bainita en bainita inferior, estando la suma de las fracciones superficiales de martensita templada, martensita fresca y bainita comprendida entre el 55 % y el 92 %, - entre el 5 % y el 35 % de ferrita.

Description

DESCRIPCIÓN
Procedimiento de producción de una lámina de acero recubierta de alta resistencia que tiene ductilidad y conformabilidad mejoradas, y lámina de acero recubierta obtenida
[0001] La presente invención se refiere a un procedimiento para producir una lámina de acero recubierta de alta resistencia que tiene ductilidad y conformabilidad mejoradas y a una lámina recubierta obtenida con este procedimiento.
[0002] Para fabricar diversos equipos, tales como piezas de elementos estructurales de la carrocería y paneles de la carrocería para vehículos automóviles, es habitual usar láminas hechas de aceros DP (fase dual) o aceros TRIP (plasticidad inducida por transformación).
[0003] También se conoce el uso de aceros que tienen una estructura bainítica, libre de precipitados de carburos, con austenita retenida, que contiene aproximadamente el 0,2% de C, aproximadamente el 2% de Mn, aproximadamente el 1,7 % de Si, con un límite elástico de aproximadamente 750 MPa, una resistencia a la tracción de aproximadamente 980 MPa, un alargamiento total de aproximadamente el 8 %. Estas láminas se producen en líneas de recocido continuo por enfriamiento desde una temperatura de recocido superior al punto de transformación Ac3, hasta una temperatura de mantenimiento por encima del punto de transformación Ms, y manteniendo la lámina a la temperatura durante un tiempo determinado. Algunas de estas láminas están recubiertas con un recubrimiento metálico tal como galvanización o galvanización y recocido.
[0004] Para reducir el peso de los automóviles con el fin de mejorar su eficiencia en consumo de combustible, en vista de la conservación global del medio ambiente, es deseable tener láminas que tengan un límite elástico y una resistencia a la tracción mejorados. Sin embargo, dichas láminas también deben tener una buena ductilidad y una buena conformabilidad y, más específicamente, una buena expandibilidad.
[0005] A este respecto, es deseable tener láminas de acero recubiertas que tengan una resistencia a la tracción RT de al menos 1100 MPa, un alargamiento total AT de al menos el 12 %, preferentemente de al menos el 13 %, de tal forma que el producto de la resistencia a la tracción y el alargamiento total sea superior o igual al 14200 % en MPa, y una relación de expansión de agujero HER de al menos el 25 % y preferentemente de al menos el 30 %. La resistencia a la tracción RT y el alargamiento total AT se miden según la norma ISO 6892-1, publicada en octubre de 2009. Se debe enfatizar que, debido a las diferencias en los procedimientos de medida, en particular debido a las diferencias en las geometrías de la muestra utilizada, los valores del alargamiento total AT según la norma ISO son muy diferentes y en particular inferiores a los valores del alargamiento total según la norma JIS Z 2201-05. La relación de expansión de agujero HER se mide según la norma ISO 16630:2009. Debido a las diferencias en los procedimientos de medición, los valores de la relación de expansión de agujero HER según la norma ISO 16630:2009 son muy diferentes y no son comparables con los valores de la relación de expansión de agujero A según la norma JFS T 1001 (Norma de la Federación de hierro y acero de Japón). El documento EP2436794 describe una lámina de acero de alta resistencia que se puede usar como lámina de acero para automóviles y aviones de transporte, y más específicamente a una lámina de acero que tiene una resistencia a la tracción de 1180 MPa o más, y un procedimiento para producir dicha lámina de acero de alta resistencia.
[0006] También es deseable tener láminas de acero que tengan las propiedades mecánicas que se han mencionado anteriormente, en un intervalo de espesor de 0,7 a 3 mm, y más preferentemente en el intervalo de 1 a 2 mm.
[0007] Por lo tanto, la presente invención tiene como objetivo proporcionar una lámina de acero recubierta con las propiedades mecánicas mencionadas anteriormente y un procedimiento para producirla. La invención se describe en las reivindicaciones adjuntas.
[0008] La invención se describirá ahora en detalle con referencia a la Figura adjunta.
[0009] La composición del acero según la invención comprende, en porcentaje en peso:
- del 0,15% al 0,23% de carbono para garantizar una resistencia satisfactoria y mejorar la estabilidad de la austenita retenida que es necesaria para obtener un alargamiento suficiente. Preferentemente, el contenido de carbono es superior o igual al 0,16 %, aún preferentemente superior o igual al 0,17 %, y/o inferior o igual al 0,21 %. Si el contenido de carbono es demasiado alto, la lámina laminada en caliente es demasiado difícil de laminar en frío y la soldabilidad es insuficiente. Si el contenido de carbono es inferior al 0,15 %, la resistencia a la tracción no alcanzará los 1100 MPa.
- del 2,0 % al 2,7 % de manganeso. Si el contenido de manganeso es inferior al 2,0 %, el acero no tiene una templabilidad suficiente, de manera que no se obtienen una microestructura que contenga al menos el 55 % de la suma de martensita y bainita, ni una resistencia a la tracción de más de 1100 MPa. El contenido máximo de manganeso se define para evitar problemas de segregación que sean perjudiciales para la ductilidad.
Preferentemente, el contenido de manganeso es inferior o igual al 2,5 %.
- del 0 % al 0,40 % de cromo. Puede añadirse Cr para aumentar la templabilidad y estabilizar la austenita retenida para reducir considerablemente la descomposición de la austenita durante la partición. Pero más del 0,40 % de cromo es perjudicial para la expandibilidad y si el contenido de Cr es superior al 0,40 %, no es posible obtener una relación HER de más del 25 %. Según una realización, el cromo puede no usarse y su contenido puede permanecer inferior al 0,05 %, correspondiendo un contenido inferior al 0,05 % a la presencia de Cr como impureza. Cuando se añade Cr voluntariamente, su contenido es de al menos el 0,10 %.
[0010] Además, el contenido de carbono y manganeso es de tal forma que (C Mn/10) > 0,420 % y el contenido de manganeso y cromo es de tal forma que (Mn Cr) > 2,25 % para obtener una resistencia a la tracción de más de 1100 MPa y/o un alargamiento total según la norma iSo 6892-1 de al menos el 12 %. Si (C Mn/10) < 0,420 y/o (Mn Cr) < 2,25 %, no se logra una resistencia a la tracción de más de 1100 MPa y/o un alargamiento total de al menos el 12 %.
- del 0,2 % al 1,6 % de silicio y del 0,02 % al 1,2 % de aluminio, estando la suma del contenido de silicio y aluminio comprendida entre el 1,0 % y el 2,2 %.
[0011] Una cierta cantidad de aluminio se combina con oxígeno como AhO3 y con nitrógeno como AIN; esta cantidad depende del contenido de O y N y permanece por debajo del 0,025 %. El resto, si existe, no se combina y consiste en "aluminio libre".
[0012] El aluminio que se combina con el oxígeno es resultado de la desoxidación en la fase líquida. Es perjudicial para las propiedades de ductilidad y, por lo tanto, su contenido debe ser lo más limitado posible.
[0013] El aluminio que se combina con nitrógeno ralentiza el crecimiento de granos austeníticos durante el recocido. El nitrógeno es un elemento residual resultante de la fundición y es inferior al 0,010 % en la lámina de acero.
[0014] Los inventores han descubierto que el Si y el Al libre estabilizan la austenita al retrasar la formación de carburos. Esto se produce, en particular, si la lámina de acero se enfría a una temperatura para obtener una transformación martensítica parcial, y se recalienta inmediatamente y se mantiene a una temperatura TP durante la cual el carbono se redistribuye de martensita a austenita. Si las adiciones de contenido de Si y Al libre están en cantidad suficiente, la redistribución de carbono se produce sin una precipitación significativa de carburos. Para este fin, Si Al ha de ser de más del 1,0 % en peso (pero menos del 2,2 %). Además, el Si proporciona una solución sólida que fortalece y mejora la relación de expansión de agujero. Pero el contenido de Si debe limitarse al 1,6 % para evitar la formación de óxidos de silicio en la superficie de la lámina, lo que sería perjudicial para la capacidad de recubrimiento.
[0015] Además, los inventores han descubierto que, cuando Si/10 > 0,30% - C (expresándose Si y C en porcentaje en peso), debido a la LME (fenómeno de fragilidad del metal líquido), el silicio es perjudicial para la soldadura por puntos de resistencia de láminas recubiertas y particularmente para láminas galvanizadas, o galvanizadas y recocidas, o electrogalvanizadas. La aparición de LME causa grietas en los límites de grano en las zonas afectadas por el calor y en el metal de soldadura de las juntas soldadas. Por lo tanto, (C Si/10) debe mantenerse por debajo o igual al 0,30 %, especialmente si la lámina se va a recubrir.
[0016] También han descubierto que, para reducir la aparición de LME, para el dominio de las composiciones que se considera, el contenido de Al debe ser superior o igual al 6(C+Mn/10) - 2,5 %.
[0017] Por lo tanto, según una primera realización, particularmente cuando no es probable que aparezca LME, se añade Al solo para desoxidar u opcionalmente para controlar el crecimiento de granos austeníticos durante el recocido, y su contenido permanece inferior al 0,5 %, por ejemplo, inferior al 0,1 %, pero es preferentemente de al menos el 0,020 %. Según esta primera realización, el contenido de Si está entre el 1,2% y el 1,6 %. En esta realización, (C Si/10) puede ser superior al 0,30 %, o inferior o igual al 0,30 %, dependiendo del contenido de C. Según una segunda realización, particularmente cuando el problema de la LME tiene que considerarse, el contenido de C y Si debe ser de tal forma que (C Si/10) < 0,30 %. Por lo tanto, se añade Al en cantidades más importantes, para reemplazar, al menos parcialmente, Si para estabilizar la austenita. En esta segunda realización, el contenido de Al está comprendido entre el 0,4 % y el 1,2 %, preferentemente entre el 0,7 % y el 1,2 %, con Al > 6(C+Mn/10) - 2,5 %, y Si está comprendido entre el 0,2 % y el 1,2 %, preferentemente entre el 0,2 % y el 1,0 %, aún preferentemente entre el 0,2 % y el 0,8 %. El contenido de Al se limita al 1,2 % para evitar el aumento de la temperatura de transformación Ac3, lo que implicaría un mayor coste cuando se calienta a alta temperatura para obtener la austenización de la lámina de acero en la etapa de recocido.
- opcionalmente del 0,010 % al 0,035 % de niobio, con el fin de refinar los granos de austenita durante el laminado en caliente, y proporcionar un refuerzo de la precipitación. Un contenido de Nb del 0,010 % al 0,035 % permite obtener un límite elástico y un alargamiento satisfactorios, en particular, un límite elástico de al menos 500 MPa. - Opcionalmente hasta el 0,1 % de molibdeno.
[0018] El resto es hierro y elementos residuales resultantes de la fabricación del acero. A este respecto, al menos Ni, Cu, Ti, V, B, S, P y N se consideran elementos residuales que son impurezas inevitables. Por lo tanto, su contenido es inferior al 0,05 % para Ni, 0,03 % para Cu, 0,007 % para V, 0,0010 % para B, 0,003 % para S, 0,02 % para P y 0,007 % para N. El contenido de Ti está limitado al 0,05 % porque por encima de dichos valores, los carbonitruros de gran tamaño precipitarían principalmente en la fase líquida y la conformabilidad de la lámina de acero disminuiría, haciendo que el objetivo del 12 % para el alargamiento total sea más difícil de alcanzar, y el objetivo del 25 % para la relación de expansión de agujero HER sea difícil de alcanzar.
[0019] Cuando las láminas se recubren con Zn o una aleación de Zn, la soldabilidad por punto caliente puede verse afectada por el fenómeno LME (fragilidad de metal líquido).
[0020] La sensibilidad de un acero particular a este fenómeno puede evaluarse mediante una prueba de tracción realizada a alta temperatura. En particular, esta prueba de tracción en caliente se puede realizar utilizando un simulador térmico Gleeble RPI, siendo conocido dicho dispositivo per se en la técnica.
[0021] Esta prueba, que se denomina "prueba LME de Gleeble", se describe como se indica a continuación:
- las muestras de una lámina recubierta con un espesor de 0,7 mm a 3 mm se someten a pruebas de tracción a alta temperatura para determinar cuál es el desplazamiento crítico mínimo para el cual se producen grietas alrededor de la zona soldada. Las muestras que se cortan en la lámina a analizar tienen una zona calibrada de 10 mm de largo y 10 mm de ancho, y cabezales de 40 mm de largo y 30 mm de ancho, siendo el radio de curvatura entre los cabezales y la parte calibrada de 5 mm.
- las pruebas de tracción a alta temperatura se realizan calentando rápidamente (1000 °C/s) cada muestra, manteniendo la muestra a una temperatura predeterminada, y sometiendo la muestra calentada a un alargamiento o desplazamiento predeterminado, enfriando a continuación la muestra en aire, manteniéndose el alargamiento o el desplazamiento, siendo los desplazamientos los desplazamientos de las rejillas del simulador térmico Gleeble RPI. Después del enfriamiento, se observan las muestras para determinar si hay grietas LME o no. Se determina que la muestra tiene una grieta si se forma al menos una grieta de al menos 2 mm en la muestra.
- las pruebas se realizan a una pluralidad de temperaturas predeterminadas, tales como 700 °C, 750 °C, 800 °C, 850 °C, 900 °C y 950 °C, y con alargamientos o desplazamientos de 0,5 mm, 0,75 mm, 1 mm, 1,25 mm, 1,5 mm, 1,75 mm, 2 mm, etc.; los alargamientos o desplazamientos son los alargamientos o desplazamientos de las mordazas que mantienen las muestras en el simulador Gleeble.
- se informa el desplazamiento crítico para el inicio del agrietamiento, y el desplazamiento crítico mínimo, es decir, el desplazamiento mínimo para el cual se produce el agrietamiento, se determina para el intervalo de temperaturas considerado.
[0022] Usualmente, se considera que, cuando el desplazamiento crítico mínimo es inferior a 1,5 mm a una temperatura entre 700 °C y 800 °C, la probabilidad de aparición de LME en la soldadura por puntos de resistencia es alta, y cuando el desplazamiento crítico mínimo es de al menos 1,5 mm, la probabilidad de observar muchas grietas LME en la soldadura por puntos de resistencia es baja.
[0023] A este respecto, los inventores han descubierto que, para los aceros correspondientes a la presente invención, o similares a estos aceros, si la composición es de tal forma que (C+Si/10) es inferior o igual al 0,30 %, y el Al es superior o igual al 6(C+Mn/10)-2,5 %, el desplazamiento crítico mínimo es de al menos 1,5 mm. Cuando (C+Si/10) es superior al 0,30 % y/o y el Al es inferior al 6(C+Mn/10)-2,5 %, el desplazamiento crítico mínimo es inferior a 1,5 mm e incluso inferior a 1 mm.
[0024] Otro procedimiento para evaluar la soldabilidad por puntos de las láminas recubiertas es una "prueba de soldadura por puntos LME" que permite determinar la probabilidad de tener soldaduras agrietadas en un número importante de soldaduras por puntos de resistencia, por ejemplo, en una producción industrial de productos que comprenden piezas que se ensamblan mediante soldadura por puntos de resistencia tales como, por ejemplo, carrocerías de automóviles.
[0025] Esta "prueba de soldadura por puntos LME" se deriva de la prueba de vida de electrodos para soldadura por puntos de resistencia en la que se realizan una pluralidad de soldaduras por puntos de resistencia, por ejemplo 30, en tres láminas superpuestas entre sí: la lámina a analizar y dos láminas de soporte hechas de láminas galvanizadas de bajo contenido en carbono, por ejemplo, DX54D+Z según la norma EN 10346. Los espesores de las láminas son de 1,6 mm y las soldaduras por puntos de resistencia se realizan según la norma ISO 18278-2 para conjuntos heterogéneos. Los parámetros son:
- diámetro de la punta del electrodo: 8 mm,
- fuerza de soldadura: 4,5 kN,
-tiempo de soldadura: 3 pulsos de 180 ms separados por periodos de 40 ms (tiempos de enfriamiento), - tiempo de mantenimiento: 400 ms.
[0026] Para esta prueba, la eventual aparición de grietas en las soldaduras por puntos de resistencia, las muestras se cortan y se pulen. A continuación, las soldaduras por puntos de resistencia se graban con ácido pícrico y se observan con un microscopio, por ejemplo con un aumento de 200x, para determinar el número de grietas en cada soldadura por puntos de resistencia observada y la suma de la longitud de las grietas de cada soldadura por puntos de resistencia.
[0027] Para ejemplos que tienen una composición de tal forma que (C+Si/10) < 0,30 % y (C+Si/10) > 0,30 %, respectivamente, las proporciones de los números de grietas para cada soldadura por puntos de resistencia son las siguientes:
- (C+Si/10) < 0,30%: prueba LME de Gleeble > 1,5 mm, al menos el 80% de las soldaduras por puntos de resistencia tienen menos de 10 grietas, y el 0 % tiene 20 o más grietas,
-(C+Si/10) > 0,30 %: prueba LME de Gleeble < 1,5 mm, solo el 40 % de las soldaduras por puntos de resistencia tienen menos de 10 grietas, y el 30 % tiene 20 o más grietas.
[0028] Si se considera el número medio de grietas en cada soldadura por puntos de resistencia, los resultados son los siguientes:
- para composiciones de tal forma que C+Si/10 < 0,30 %, el número medio de grietas en cada soldadura por puntos de resistencia es menor de 6,
- para composiciones de tal forma que C+Si/10 > 0,30 %, el número medio de grietas en cada soldadura por puntos de resistencia es mayor de 6.
[0029] La lámina laminada en caliente con un espesor entre 2 y 5 mm se puede producir de una manera conocida a partir de la composición de acero de la invención mencionada anteriormente. Como ejemplo, la temperatura de recalentamiento antes del laminado puede estar comprendida entre 1200 °C y 1280 °C, preferentemente aproximadamente 1250 °C, la temperatura de laminado final está comprendida preferentemente entre Ar3 y 950 °C, y el bobinado se realiza a una temperatura preferentemente comprendida entre 400 °C y 650 °C. Preferentemente, si (C+Si/10) < 0,30 %, la temperatura de bobinado está comprendida entre 450 °C y 550 °C.
[0030] Después del bobinado, la lámina tiene una estructura ferrito-perlítica o ferrito-perlito-bainítica.
[0031] Después del bobinado, opcionalmente la lámina se trata térmicamente, por ejemplo, se recuece por lotes o se recuece continuamente para reducir la dureza de la lámina de acero y, por lo tanto, mejorar la capacidad de laminación en frío de la lámina de acero laminada en caliente y enrollada.
[0032] Por ejemplo, la lámina de acero laminada en caliente y enrollada se trata con calor a una temperatura entre 400 °C y 700 °C, y se mantiene a la temperatura de recocido por lotes THBA (por sus siglas en inglés) durante un tiempo entre 120 s y 15 h.
[0033] Según una realización, el tratamiento térmico es un recocido por lotes realizado en la lámina laminada en caliente y enrollada, a una temperatura de recocido por lotes THBA comprendida entre 550 °C y 700 °C, manteniéndose la lámina laminada en caliente y enrollada a la temperatura THBA durante un tiempo entre 5 y 15 horas.
[0034] Según otra realización, la lámina se recuece continuamente, estando la temperatura de recocido THBA comprendida entre 600 °C y 700 °C, y manteniéndose la lámina a dicha temperatura THBa durante un tiempo entre 120 s y 360 s.
[0035] La lámina se puede decapar y laminar en frío para obtener una lámina laminada en frío con un espesor entre 0,7 mm y 3 mm, por ejemplo en el intervalo de 1 mm a 2 mm.
[0036] A continuación, la lámina se trata térmicamente en una línea continua de recocido y recubrimiento.
[0037] El tratamiento térmico comprende las etapas de:
- recocer la lámina a una temperatura de recocido Tr de tal forma que, al final de la etapa de recocido, el acero tiene una estructura que comprende al menos el 65 % de austenita, y hasta el 100 %, y del 0 % al 35 % de ferrita intercrítica. Un experto en la materia sabe cómo determinar la temperatura de recocido Tr a partir de pruebas de dilatometría, o de fórmulas semiempíricas. Preferentemente, la temperatura de recocido Tr es de como máximo Ac3 20 °C, para limitar el engrosamiento de los granos austeníticos, designando Ac3 la temperatura del final de la transformación en austenita durante la etapa de calentamiento. Aún preferentemente, la temperatura de recocido Tr es, como máximo, Ac3. La lámina se mantiene a la temperatura de recocido, es decir, se mantiene entre Tr -5 °C y Tr 10 °C, durante un tiempo de recocido tR preferentemente superior a 30 s, pero que no debe ser superior a 300 s.
- opcionalmente enfriar lentamente la lámina desde la temperatura de recocido Tr a una temperatura de parada de enfriamiento, a una velocidad de enfriamiento inferior a 10 °C/s, preferentemente inferior a 5 °C/s, para obtener una fracción de ferrita total (ferrita intercrítica ferrita de transformación) comprendida entre del 5 % al 35 %, sin formación de perlita y bainita. Esta etapa de enfriamiento lento tiene como objetivo formar ferrita, en particular si la fracción de ferrita intercrítica después de la etapa de recocido es inferior al 5 %. En ese caso, la fracción de ferrita formada durante el enfriamiento lento es superior o igual al 5 %-FI, siendo FI la fracción de ferrita intercrítica, e inferior o igual al 35 %-FI. Si la fracción de ferrita intercrítica es de al menos el 5 %, el enfriamiento lento es opcional. En cualquier caso, la fracción de ferrita formada durante el enfriamiento lento es inferior o igual al 35 %-FI, de manera que la fracción de ferrita total permanece como máximo al 35 %. La temperatura de parada de enfriamiento está comprendida entre 750 °C y 600 °C. De hecho, una temperatura de parada de enfriamiento superior a 750 °C no permite la formación de suficiente ferrita, mientras que una temperatura de parada de enfriamiento inferior a 600 °C puede conducir a la formación de bainita. El enfriamiento lento se realiza preferentemente durante un tiempo de enfriamiento comprendido entre 10 s y 40 s. La ferrita que se puede formar durante la etapa de enfriamiento lento, más denominada "ferrita de transformación", es diferente de la ferrita intercrítica que permanece en la estructura al final de la etapa de recocido. En particular, a diferencia de la ferrita de transformación, la ferrita intercrítica es poligonal. Además, la ferrita de transformación está enriquecida con carbono y manganeso, es decir, tiene un contenido de carbono y manganeso que es más alto que el contenido de carbono y manganeso de la ferrita intercrítica. Por lo tanto, la ferrita intercrítica y la ferrita de transformación se pueden diferenciar observando una micrografía con un microscopio FEG-TEM usando electrones secundarios, después del grabado con metabisulfito de sodio. En la micrografía, como se muestra en la Figura adjunta, la ferrita intercrítica aparece en gris medio, mientras que la ferrita de transformación aparece en gris oscuro, debido a su mayor contenido de carbono y manganeso. En la Figura, FI designa la ferrita intercrítica, FT designa la ferrita de transformación, MF designa la martensita fresca, y AR designa la austenita retenida. Para cada composición particular del acero, un experto en la materia sabe cómo determinar con precisión las condiciones de enfriamiento lento adecuadas para obtener la fracción de ferrita de transformación deseada. La formación de ferrita de transformación permite controlar con mayor precisión la fracción de área de ferrita en la estructura final y, por lo tanto, proporciona robustez al procedimiento.
- justo después de la etapa recocido o de enfriamiento lento, templar la lámina por enfriamiento desde una temperatura de al menos 600 °C a una temperatura de temple TT inferior al punto de transformación Ms de la austenita que queda después del recocido y el enfriamiento lento, a una velocidad de enfriamiento lo suficientemente rápida como para formar esencialmente martensita y bainita inferior, evitando la formación de bainita superior y granular. La velocidad de enfriamiento está comprendida preferentemente entre 20 °C/s y 100°C/s. Para cada composición particular del acero y cada estructura, un experto en la materia sabe cómo determinar el punto de transformación Ms de la austenita que queda después del recocido y el enfriamiento lento. También sabe cómo determinar la temperatura de temple adaptada para obtener una estructura deseada, justo después del temple, que consiste de entre el 5 % al 35 % de la suma de ferrita intercrítica y ferrita de transformación, al menos el 3 % de austenita y al menos el 30 % de martensita, consistiendo el complemento, si lo hubiera, en bainita inferior. Generalmente, la temperatura de temple TT se encuentra entre 200 °C y 270 °C. Si la temperatura de temple TT es inferior a 200 °C, la fracción de martensita templada (o dividida) en la estructura final es demasiado alta para estabilizar una cantidad suficiente de austenita retenida por encima del 3 %, de modo que el alargamiento total medido según la norma ISO ISO 6892-1 no alcanza el 12 %. Además, si la temperatura de temple TT es superior a 270 °C, la fracción de martensita templada en la estructura final es demasiado baja para obtener la resistencia a la tracción deseada. Preferentemente, la temperatura de temple TT está comprendida entre 200 °C y 250 °C.
- opcionalmente, mantener la lámina templada a la temperatura de temple TT durante un tiempo de mantenimiento comprendido entre 2 s y 8 s, preferentemente entre 3 s y 7 s.
- recalentar la lámina desde la temperatura de temple hasta una temperatura de partición TP comprendida entre 400 °C y 480 °C, y preferentemente comprendida entre 440 °C y 470 °C. La velocidad de recalentamiento puede ser alta cuando el recalentamiento se realiza mediante calentamiento por inducción, por ejemplo entre 6 y 13 °C/s. Si la temperatura de partición TP es superior a 480 °C o inferior a 400 °C, el alargamiento del producto final no es satisfactorio.
- mantener la lámina a la temperatura de partición TP durante un tiempo de partición Tp comprendido entre 50 s y 250 s, preferentemente entre 50 s y 200 s. Durante esta etapa de partición, el carbono se reparte, es decir, se difunde desde la martensita hacia la austenita, que se enriquece de este modo.
- recubrir por inmersión en caliente la lámina. El recubrimiento por inmersión en caliente puede ser, por ejemplo, galvanizado. Cuando la lámina se galvaniza, se hace con las condiciones habituales. La lámina de acero según la invención puede galvanizarse y recocerse, a una temperatura de aleación GAT (por sus siglas en inglés) comprendida entre 480 °C y 515 °C, por ejemplo comprendida entre 480 °C y 500 °C, para alear el recubrimiento de Zn por interdifusión con Fe que se realiza después de sumergir el acero en el baño de Zn. Si la temperatura de galvanizado y recocido es superior a 515 °C, el alargamiento total según la norma ISO 6892-1 disminuye a menos del 12 %. El acero según la invención puede galvanizarse con Zn o con una aleación de Zn como cinc-magnesio o cinc-magnesio-aluminio. Sin embargo, todo recubrimiento metálico por inmersión en caliente es posible siempre que la temperatura a la que se lleva la lámina durante el recubrimiento permanezca por debajo de 501 °C.
- enfriar la lámina a temperatura ambiente, a una velocidad de enfriamiento preferentemente superior a 10 °C/s, por ejemplo, comprendida entre 10 °C/s y 20 °C/s.
[0038] Este tratamiento térmico permite obtener una estructura final, es decir, después de la partición y el enfriamiento a temperatura ambiente, que consiste en:
- austenita retenida, con una fracción superficial comprendida entre el 3 % y el 15 %,
- martensita templada, con una fracción superficial de al menos el 30 %,
- martensita fresca, con una fracción superficial de como máximo el 5 %,
- bainita, con una fracción superficial de como máximo el 35 %; la bainita incluye bainita inferior, por ejemplo, consiste en bainita inferior, estando la suma de las fracciones superficiales de martensita templada, martensita fresca y bainita comprendida entre el 55 % y el 92 %,
- entre el 5 % y el 35 % de ferrita. La ferrita incluye, con respecto a toda la estructura, entre el 0 % (incluido) y el 35 % de ferrita intercrítica y entre el 0 % (incluido) y el 35 % de ferrita de transformación, de modo que la fracción superficial de la suma de ferrita intercrítica y ferrita de transformación está comprendida entre el 5 % y el 35 %. Por ejemplo, la ferrita consiste en ferrita intercrítica. Según otro ejemplo, la ferrita comprende, con respecto a toda la estructura, del 0 % al 5 % de ferrita intercrítica y del 0 % (excluido) y el 35 % de ferrita de transformación.
[0039] Una fracción de austenita retenida de al menos el 3 %, junto con una fracción superficial de ferrita entre el 5 % y el 35 %, permite obtener un alargamiento total según la norma ISO 6892-1 de al menos el 12 %.
[0040] Además, este tratamiento permite obtener un mayor contenido de C en la austenita retenida, que es de al menos el 0,9 %, preferentemente incluso de al menos el 1,0 %, y hasta el 1,2%.
[0041] La martensita comprende martensita fresca y martensita templada.
[0042] La martensita templada, que es martensita dividida, tiene un contenido de C de como máximo el 0,45 %, siendo este contenido resultado de la partición de carbono de austenita con respecto a martensita durante la etapa de partición. La martensita fresca, que es resultado de la transformación de austenita enriquecida en martensita después de la etapa de partición, tiene un contenido de C que es de al menos el 0,9 %, y generalmente como máximo el 1,2 %. La fracción de martensita fresca en la estructura es inferior o igual al 5 %. De hecho, una fracción de martensita fresca superior al 5 % conduciría a una relación de expansión de agujero HER según la norma ISO 16630: 2009 inferior al 25 %.
[0043] Con este tratamiento térmico, pueden obtenerse láminas de acero que tienen un límite elástico LE de al menos 500 MPa, una resistencia a la tracción RT de al menos 1100 MPa, un alargamiento total AT según la norma ISO 6892-1 de al menos el 12 %, e incluso superior al 13 %, un producto RTxAT de al menos el 14200 % en MPa, e incluso superior al 16000 % en MPa, y una relación de expansión de agujero HER según la norma ISO 16630: 2009 de al menos el 25 %, e incluso al menos el 30 %.
Ejemplos
[0044] Como ejemplos y comparación, se han fabricado láminas hechas de composiciones de aceros según la tabla I, expresándose los elementos en peso.
[0045] En esta Tabla, "res." significa que el elemento solo está presente como un residuo, y que no se realizó ninguna adición voluntaria de este elemento.
Tabla I
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[0046] Las láminas se laminaron en caliente, a continuación se enrollaron a 540 °C o 450 °C. Las láminas se decaparon y se laminaron en frío para obtener láminas con un espesor de 1,2 mm, se recocieron, se templaron, se dividieron, se galvanizaron a 460 °C y se enfriaron a temperatura ambiente. No se realizó un enfriamiento lento. Antes del decapado y la laminación en frío, algunas láminas se recocieron por lotes.
[0047] Las condiciones de tratamiento se informan en la Tabla II.
[0048] En esta tabla, Tbobinado es la temperatura de bobinado, THBA es la temperatura de recocido por lotes, tHBA es el tiempo de recocido por lotes, Tr es la temperatura de recocido, tR es el tiempo de recocido, TT la temperatura de temple, TP la temperatura de partición, Tp el tiempo de partición. Las temperaturas de transformación, tales como Ac1 y Ac3, también se informan en la tabla II. Ac1 y Ac3 se calcularon utilizando Thermocalc®.
[0049] Las propiedades mecánicas se midieron en la dirección transversal con respecto a la dirección de laminación. Como es bien sabido en la técnica, el nivel de ductilidad es ligeramente mejor en la dirección de laminación que en la dirección transversal para dicho acero de alta resistencia.
[0050] Las propiedades medidas son la relación de expansión de agujero HER medida según la norma ISO 16630: 2009, el límite elástico LE, el esfuerzo de tracción ET, el alargamiento uniforme AU y el alargamiento total AT. El límite elástico LE, el esfuerzo de tracción ET, el alargamiento uniforme AU y el alargamiento total AT se midieron según la norma ISO 6892-1, publicada en octubre de 2009. Las microestructuras se informan en la Tabla III y las propiedades mecánicas se informan en la Tabla IV.
Tabla II
Figure imgf000008_0001
[0051] En la Tabla III, MT es la fracción superficial de martensita templada, MF es la fracción superficial de martensita fresca, B es la fracción superficial de bainita, FI es la fracción superficial de ferrita intercrítica, F es la fracción superficial total de ferrita (ferrita intercrítica ferrita de transformación)
Tabla III
Figure imgf000008_0002
(continuación)
Figure imgf000009_0002
[0052] Estos ejemplos muestran que, con un procedimiento según la invención, pueden obtenerse láminas de acero que tienen una resistencia a la tracción RT de al menos 1100 MPa y un alargamiento total AT según la norma ISO 6892-1 de al menos el 12 %, e incluso de al menos el 13 %, siendo el producto RTxAT superior al 14200 % en MPa. Estas láminas de acero también tienen un límite elástico de al menos 500 MPa, un alargamiento uniforme de al menos el 8 %, y generalmente de más del 9 %, y una relación de expansión de agujero HER según la norma ISO 16630: 2009 de al menos el 25 %, e incluso a menudo más del 30 %.
[0053] Los ejemplos A y B muestran que, cuando el contenido de C y Mn es de tal forma que C+Mn/10 < 0,420 %, no se obtiene la estructura deseada, y la resistencia a la tracción y/o el alargamiento total obtenido no es satisfactorio.
[0054] El ejemplo C muestra que cuando Mn+Cr < 2,25 %, la suma de las fracciones de martensita y bainita es demasiado baja, de modo que no se obtiene una resistencia a la tracción de al menos 1100 MPa.
Tabla IV
Figure imgf000009_0001
[0055] Con respecto a la soldabilidad por puntos, las láminas según la invención tienen una baja sensibilidad a la LME cuando la composición es tal que C+Si/10 < 0,30 % y Al > 6(C+Mn/10)-2,5 %. Significa que con dichos aceros es posible producir estructuras que comprendan soldaduras por puntos de resistencia, tales como carrocerías para automóviles, para las cuales la probabilidad de la cantidad de grietas en las soldaduras por puntos de resistencia es de tal forma que el valor medio es menor de 6 grietas por punto de resistencia soldadura, y la probabilidad de tener menos de 10 grietas es del 98 %.
[0056] En particular, se puede producir una estructura soldada, incluyendo soldadura por puntos de resistencia, de al menos dos láminas de acero, produciendo una primera lámina de acero mediante un procedimiento según la invención, siendo la primera lámina de tal forma que C Si/10 < 0,30 % y Al > 6(C+Mn/10) - 2,5 %, y esté recubierta con Zn o una aleación de Zn, proporcionando una segunda lámina de acero con una composición de tal forma que C+Si/10 < 0,30 % y Al > 6(C+Mn/10) - 2,5 %, y soldando por puntos de resistencia la primera lámina de acero a la segunda lámina de acero. La segunda lámina de acero puede producirse, por ejemplo, mediante un procedimiento según la invención, y recubrirse con Zn o una aleación de Zn.
[0057] Por lo tanto, se obtiene una estructura soldada que tiene una baja sensibilidad a LME. Por ejemplo, para una estructura soldada de este tipo que comprende al menos diez soldaduras por puntos de resistencia, el número medio de grietas por soldadura por puntos de resistencia es inferior a 6.
[0058] Las láminas de acero opcionalmente soldadas por soldadura por puntos de resistencia según la invención se usan con fines de lucro para la fabricación de piezas estructurales en vehículos de motor, ya que ofrecen una alta conformabilidad durante el procedimiento de fabricación y una alta absorción de energía en caso de colisión. Las soldaduras por puntos de resistencia según la invención también se utilizan con fines de lucro para la fabricación de piezas estructurales en vehículos de motor, ya que el inicio y la propagación eventuales de grietas situadas en las zonas soldadas se reducen mucho.
Tabla IV
Figure imgf000010_0001
[0059] Con respecto a la soldabilidad por puntos, las láminas según la invención tienen una baja sensibilidad a la LME cuando la composición es tal que C+Si/l0 < 0,30 % y Al > 6(C+Mn/10)-2,5 %. Significa que con dichos aceros es posible producir estructuras que comprendan soldaduras por puntos de resistencia, tales como carrocerías para automóviles, para las cuales la probabilidad de la cantidad de grietas en las soldaduras por puntos de resistencia es de tal forma que el valor medio es menor de 6 grietas por punto de resistencia soldadura, y la probabilidad de tener menos de 10 grietas es del 98 %.
[0060] En particular, se puede producir una estructura soldada, incluyendo soldadura por puntos de resistencia, de al menos dos láminas de acero, produciendo una primera lámina de acero mediante un procedimiento según la invención, siendo la primera lámina de tal forma que C Si/10 < 0,30 % y Al > 6(C+Mn/10) - 2,5 %, y esté recubierta con Zn o una aleación de Zn, proporcionando una segunda lámina de acero con una composición de tal forma que C+Si/10 < 0,30 % y Al > 6(C+Mn/10) - 2,5 %, y soldando por puntos de resistencia la primera lámina de acero a la segunda lámina de acero. La segunda lámina de acero puede producirse, por ejemplo, mediante un procedimiento según la invención, y recubrirse con Zn o una aleación de Zn.
[0061] Por lo tanto, se obtiene una estructura soldada que tiene una baja sensibilidad a LME. Por ejemplo, para una estructura soldada de este tipo que comprende al menos diez soldaduras por puntos de resistencia, el número medio de grietas por soldadura por puntos de resistencia es inferior a 6.
[0062] Las láminas de acero opcionalmente soldadas por soldadura por puntos de resistencia según la invención se usan con fines de lucro para la fabricación de piezas estructurales en vehículos de motor, ya que ofrecen una alta conformabilidad durante el procedimiento de fabricación y una alta absorción de energía en caso de colisión. Las soldaduras por puntos de resistencia según la invención también se utilizan con fines de lucro para la fabricación de piezas estructurales en vehículos de motor, ya que el inicio y la propagación eventuales de grietas situadas en las zonas soldadas se reducen mucho.

Claims (31)

REIVINDICACIONES
1. Un procedimiento de producción de una lámina de acero recubierta que tiene una resistencia a la tracción RT de al menos 1100 MPa, un alargamiento total AT según la norma ISO 6892-1 de al menos el 12 %, siendo el producto RTxAT de la resistencia a la tracción por el alargamiento total de al menos el 14200 % en MPa, y una relación de expansión de agujero HER según la norma ISO 16630:2009 de al menos el 25 %, donde el procedimiento comprende las siguientes etapas sucesivas:
- proporcionar una lámina de acero laminada en frío, conteniendo la composición química del acero en % en peso:
0,15% < C < 0,23 %,
2,0 % < Mn < 2,7 %,
con C+Mn/10 >0,420%,
0 < Cr < 0,40 %,
con Mn Cr > 2,25 %,
0,2 % < Si < 1,6 %
0,02 % < Al < 1,2 %,
con 1,0 % < Si Al < 2,2 %,
0 < Nb < 0,035 %,
0 < Mo < 0,1 %,
siendo el resto Fe e impurezas inevitables,
- recocer la lámina de acero a una temperatura de recocido Tr para obtener una estructura que comprenda al menos el 65 % de austenita y como máximo el 35 % de ferrita intercrítica,
- templar la lámina desde una temperatura de al menos 600 °C a una velocidad de enfriamiento comprendida entre 20 °C/s y 100 °C/s hasta una temperatura de temple TT entre 200 °C y 270 °C,
- calentar la lámina hasta una temperatura de partición TP comprendida entre 400 °C y 480 °C, y mantener la lámina a esta temperatura de partición TP durante un tiempo de partición Tp comprendido entre 50 s y 250 s, - recubrir por inmersión en caliente la lámina a una temperatura inferior a 515 °C,
-enfriar la lámina recubierta a temperatura ambiente, a una velocidad superior a 10 °C/s,
teniendo la lámina de acero una microestructura que consiste en, en fracción superficial:
- entre el 3 % y el 15 % de austenita retenida,
- al menos el 30 % de martensita templada, con un contenido de C de como máximo el 0,45 %,
- como máximo el 5 % de martensita fresca, con un contenido de C de al menos el 0,9 %,
- como máximo el 35 % de bainita, consistiendo la bainita en bainita inferior, estando la suma de las fracciones superficiales de martensita templada, martensita fresca y bainita comprendida entre el 55 % y el 92 %,
- entre el 5 % y el 35 % de ferrita.
2. El procedimiento según la reivindicación 1, donde el procedimiento comprende, entre la etapa de recocido y la etapa de temple, una etapa de enfriamiento lento de la lámina a una velocidad de enfriamiento inferior a 10 °C/s durante un tiempo de al menos 10 s hasta una temperatura superior o igual a 600 °C.
3. El procedimiento según la reivindicación 2, donde la ferrita comprende, en fracción de área con respecto a la estructura completa, entre el 0 % y el 5 % de ferrita intercrítica, y entre el 0 % y el 35 % de ferrita de transformación, formándose dicha ferrita de transformación durante la etapa de enfriamiento lento.
4. El procedimiento según la reivindicación 1, donde la ferrita consiste en ferrita intercrítica.
5. El procedimiento según cualquiera de las reivindicaciones 1 a 4, donde la lámina templada tiene, justo antes del calentamiento a la temperatura de partición TP, una estructura que consiste en entre el 5 % y el 35 % de ferrita, al menos el 3 % de austenita, al menos el 30 % de martensita, consistiendo el complemento en bainita inferior.
6. El procedimiento según cualquiera de las reivindicaciones 1 a 5, donde la etapa de proporcionar dicha lámina de acero laminada en frío comprende:
- laminar en caliente una lámina hecha de dicho acero para obtener una lámina de acero laminada en caliente, - enrollar dicha lámina de acero laminada en caliente a una temperatura Tc comprende entre 400 °C y 650 °C, - realizar un tratamiento térmico a una temperatura THBA comprendida entre 400 °C y 700 °C, manteniéndose la lámina a dicha temperatura THBA durante un tiempo entre 120 s y 15 horas,
- laminar en frío dicha lámina de acero laminada en caliente para obtener dicha lámina de acero laminada en frío.
7. El procedimiento según la reivindicación 6, donde el tratamiento térmico es un recocido por lotes realizado en la lámina laminada en caliente y enrollada, a una temperatura THBA comprendida entre 550 °C y 700 °C, manteniéndose la lámina laminada en caliente y enrollada a dicha temperatura THBA durante un tiempo entre 5 y 15 horas.
8. El procedimiento según la reivindicación 6, donde el tratamiento térmico es un recocido continuo, estando dicha temperatura THBA comprendida entre 600 °C y 700 °C, manteniéndose la lámina a dicha temperatura THBA durante un tiempo entre 120 s y 360 s.
9. El procedimiento según cualquiera de las reivindicaciones 1 a 8, donde, después de que la lámina se temple a la temperatura de temple TT y antes de que la lámina se caliente a la temperatura de partición TP, la lámina se mantiene a la temperatura de temple TT durante un tiempo de mantenimiento comprendido entre 2 s y 8 s, preferentemente entre 3 s y 7 s.
10. El procedimiento según cualquiera de las reivindicaciones 1 a 9, donde la composición química del acero satisface al menos una de las siguientes condiciones:
C < 0,17 %,
C < 0,21 %,
Mn < 2,5 %,
0,010 % < Nb,
Cr < 0,05 %, o
Cr > 0,10 %.
11. El procedimiento según cualquiera de las reivindicaciones 1 a 10, donde la composición química del acero es de tal forma que C Si/10 < 0,30 % y Al > 6(C+Mn/10) - 2,5 %.
12. El procedimiento según la reivindicación 11, donde la composición química del acero es de tal forma que 0,2 % < Si < 1,0 % y 0,4 % < Al < 1,2 %.
13. El procedimiento según la reivindicación 12, donde 0,2 % < Si < 0,8 % y 0,7 % < Al < 1,2 %.
14. El procedimiento según cualquiera de las reivindicaciones 1 a 13, donde la etapa de recubrimiento por inmersión en caliente es una etapa de galvanizado, o una etapa de galvanizado y recocido con una temperatura de aleación GAT comprendida entre 480 °C y 515 °C.
15. El procedimiento según cualquiera de las reivindicaciones 1 a 14, donde la lámina de acero está recubierta con Zn o una aleación de Zn.
16. Un procedimiento de producción de una soldadura por puntos de resistencia de al menos dos láminas de acero, comprendiendo dicho procedimiento:
- producir una primera lámina de acero por un procedimiento según las reivindicaciones 11 y 15,
- proporcionar una segunda lámina de acero con una composición de tal forma que C+Si/10 < 0,30% y Al > 6(C+Mn/10) -2 ,5% ,
- soldar por puntos de resistencia dicha primera lámina de acero a dicha segunda lámina de acero.
17. Una lámina de acero recubierta, donde la composición química del acero contiene en % en peso:
0,15 % < C < 0,23 %
2,0 % < Mn < 2,7 %,
con C Mn/10> 0,420%,
0 < Cr < 0,40 %,
con Mn Cr > 2,25 %,
0,2 % < Si < 1,6 %
0,02 % < Al < 1,2 %,
con 1,0 % < Si Al < 2,2 %,
0 < Nb < 0,035 %,
0 < Mo < 0,1 %,
siendo el resto Fe e impurezas inevitables,
teniendo dicha lámina de acero una microestructura que consiste en, en porcentaje superficial:
- entre el 3 % y el 15 % de austenita retenida,
- al menos el 30 % de martensita templada, con un contenido de C de como máximo el 0,45 %,
- como máximo el 5 % de martensita fresca, con un contenido de C de al menos el 0,9 %,
- como máximo el 35 % de bainita, consistiendo la bainita en bainita inferior, estando la suma de las fracciones superficiales de martensita templada, martensita fresca y bainita comprendida entre el 55 % y el 92 %,
- entre el 5 % y el 35 % de ferrita.
18. La lámina de acero recubierta según la reivindicación 17, donde la ferrita comprende, en fracción de área con respecto a la estructura completa, entre el 0 % y el 5 % de ferrita intercrítica, y entre el 0 % y el 35 % de ferrita de transformación.
19. La lámina de acero recubierta según la reivindicación 17, donde la ferrita consiste en ferrita intercrítica.
20. La lámina de acero recubierta según cualquiera de las reivindicaciones 17 a 19, donde el contenido de C en la austenita retenida está comprendido entre el 0,9 % y el 1,2 %.
21. La lámina de acero recubierta según cualquiera de las reivindicaciones 17 a 20, donde la lámina de acero tiene un límite elástico de al menos 500 MPa, una resistencia a la tracción de al menos 1100 MPa, un alargamiento total según la norma ISO 6892-1 de al menos el 12 %, siendo el producto RTxAT de la resistencia a la tracción por el alargamiento total de al menos el 14200 % en MPa, y una relación de expansión de agujero HER según la norma ISO 16630: 2009 de al menos el 25 %.
22. La lámina de acero recubierta según cualquiera de las reivindicaciones 17 a 21, donde la composición química del acero satisface al menos una de las siguientes condiciones:
C < 0,17 %,
C < 0,21 %,
Mn < 2,5 %,
0,010 % < Nb,
Cr < 0,05 %, o
Cr > 0,10 %.
23. La lámina de acero recubierta según cualquiera de las reivindicaciones 17 a 22, donde la composición química de la lámina es de tal forma que C Si/10 < 0,30 % y Al > 6(C+Mn/10) - 2,5 %.
24. La lámina de acero recubierta según la reivindicación 23, donde la composición química de la lámina es de tal forma que 0,2 % < Si < 1,0 % y 0,4 % < Al < 1,2 %.
25. La lámina de acero recubierta según la reivindicación 24, donde 0,2 % < Si < 0,8 % y 0,7 % < Al < 1,2 %.
26. La lámina de acero recubierta según cualquiera de la reivindicación 23 a 25, donde que la lámina de acero está recubierta con Zn o una aleación de Zn.
27. La lámina de acero recubierta según cualquiera de las reivindicaciones 17 a 26, donde el espesor de dicha lámina de acero recubierta está comprendido entre 0,7 y 3 mm, preferentemente entre 1 y 2 mm.
28. Estructura soldada que comprende al menos diez soldaduras por puntos de resistencia de al menos dos láminas de acero, donde una primera lámina de acero es según la reivindicación 26, y una segunda lámina de acero tiene una composición de tal forma que C+Si/10 < 0,30 % y Al >6(C+Mn/10) - 2,5 %, y donde el número medio de grietas por soldadura por puntos de resistencia es menor de 6.
29. Estructura soldada según la reivindicación 28, donde la segunda lámina de acero es según la reivindicación 26.
30. Uso de una lámina de acero fabricada según cualquiera de las reivindicaciones 1 a 15, o de una lámina de acero según cualquiera de las reivindicaciones 17 a 27, para la fabricación de piezas estructurales en vehículos de motor.
31. Uso de una soldadura por puntos de resistencia producida por un procedimiento según la reivindicación 16, o de una estructura soldada según cualquiera de las reivindicaciones 28 y 29, para la fabricación de piezas estructurales en vehículos de motor.
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Families Citing this family (37)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
US11318566B2 (en) 2016-08-04 2022-05-03 Honda Motor Co., Ltd. Multi-material component and methods of making thereof
US11339817B2 (en) 2016-08-04 2022-05-24 Honda Motor Co., Ltd. Multi-material component and methods of making thereof
US10640854B2 (en) 2016-08-04 2020-05-05 Honda Motor Co., Ltd. Multi-material component and methods of making thereof
WO2019122964A1 (en) 2017-12-19 2019-06-27 Arcelormittal Steel sheet having excellent toughness, ductility and strength, and manufacturing method thereof
WO2019122961A1 (en) * 2017-12-19 2019-06-27 Arcelormittal High strength and high formability steel sheet and manufacturing method
KR102276741B1 (ko) * 2018-09-28 2021-07-13 주식회사 포스코 구멍확장성이 높은 고강도 냉연강판, 고강도 용융아연도금강판 및 이들의 제조방법
US11753693B2 (en) 2018-09-28 2023-09-12 Posco Co., Ltd High-strength cold rolled steel sheet having high hole expansion ratio, highstrength hot-dip galvanized steel sheet, and manufacturing methods therefor
EP3845679A4 (en) * 2018-10-18 2021-08-25 JFE Steel Corporation SHEET STEEL AND ITS MANUFACTURING PROCESS
SE542893C2 (en) * 2018-11-30 2020-08-18 Voestalpine Stahl Gmbh A resistance spot welded joint comprising a zinc coated ahss steel sheet
MX2021005866A (es) * 2018-11-30 2021-07-16 Arcelormittal Hoja de acero recocido laminado en frio con una alta proporcion de expansion de agujero y proceso de fabricacion de la misma.
EP3889283B1 (en) * 2019-01-30 2024-02-28 JFE Steel Corporation High-strength steel sheet and method for producing the same
EP3960892A4 (en) * 2019-04-24 2022-11-23 Nippon Steel Corporation GALVANISED STEEL
WO2020245627A1 (en) * 2019-06-03 2020-12-10 Arcelormittal Cold rolled and coated steel sheet and a method of manufacturing thereof
PT3754037T (pt) 2019-06-17 2022-04-19 Tata Steel Ijmuiden Bv Método de tratamento térmico de uma tira de aço laminada a frio de alta resistência
ES2911656T3 (es) 2019-06-17 2022-05-20 Tata Steel Ijmuiden Bv Método de tratamiento térmico de un fleje de acero laminado en frío
US20220259691A1 (en) * 2019-07-29 2022-08-18 Posco High-strength steel sheet and manufacturing method thereof
EP4006192A4 (en) * 2019-07-29 2022-09-07 Posco HIGH STRENGTH STEEL SHEET AND METHOD OF MANUFACTURING THEREOF
JP6901050B1 (ja) * 2019-07-30 2021-07-14 Ｊｆｅスチール株式会社 高強度鋼板およびその製造方法
CA3149331A1 (en) * 2019-08-07 2021-02-11 United States Steel Corporation High ductility zinc-coated steel sheet products
CN110964969B (zh) * 2019-11-27 2021-09-21 本钢板材股份有限公司 一种高强度热镀锌淬火配分钢及其生产方法
WO2021116741A1 (en) * 2019-12-13 2021-06-17 Arcelormittal Heat treated cold rolled steel sheet and a method of manufacturing thereof
WO2021125283A1 (ja) * 2019-12-19 2021-06-24 日本製鉄株式会社 鋼板及びその製造方法
WO2021123889A1 (en) * 2019-12-19 2021-06-24 Arcelormittal Hot rolled and heat-treated steel sheet and method of manufacturing the same
CN110978673A (zh) * 2019-12-31 2020-04-10 安徽科蓝特铝业有限公司 一种铝合金高空作业平台型材
CN111057973A (zh) * 2019-12-31 2020-04-24 安徽科蓝特铝业有限公司 一种超耐侯拉丝木纹庭院铝合金型材及其加工工艺
US11511375B2 (en) 2020-02-24 2022-11-29 Honda Motor Co., Ltd. Multi component solid solution high-entropy alloys
WO2021176249A1 (en) * 2020-03-02 2021-09-10 Arcelormittal High strength cold rolled and galvannealed steel sheet and manufacturing process thereof
CN111394661B (zh) * 2020-04-30 2021-07-27 西京学院 一种低合金高强韧性马贝复相钢的制备工艺
CN111996467B (zh) * 2020-09-28 2022-05-20 首钢集团有限公司 一种980MPa级镀锌高强钢及其制备方法
SE545210C2 (en) * 2020-12-23 2023-05-23 Voestalpine Stahl Gmbh Coiling temperature influenced cold rolled strip or steel
EP4267775A1 (en) * 2020-12-23 2023-11-01 voestalpine Stahl GmbH A zinc or zinc-alloy coated strip or steel with improved zinc adhesion
CN114807737B (zh) * 2021-01-21 2023-06-13 宝山钢铁股份有限公司 一种热镀锌钢及其制造方法
US20240141467A1 (en) * 2021-03-25 2024-05-02 Nippon Steel Corporation Steel sheet and welded joint
DE102021108448A1 (de) * 2021-04-01 2022-10-06 Salzgitter Flachstahl Gmbh Stahlband aus einem hochfesten Mehrphasenstahl und Verfahren zur Herstellung eines derartigen Stahlbandes
SE545181C2 (en) * 2021-07-20 2023-05-02 Voestalpine Stahl Gmbh High strength cold rolled steel strip sheet for automotive use having good withstandability to retained austentite decomposition
KR20230073569A (ko) * 2021-11-19 2023-05-26 주식회사 포스코 우수한 강도 및 성형성을 갖는 냉연강판 및 그 제조방법
DE102022102418A1 (de) 2022-02-02 2023-08-03 Salzgitter Flachstahl Gmbh Hochfestes schmelztauchbeschichtetes Stahlband mit durch Gefügeumwandlung bewirkter Plastizität und Verfahren zu dessen Herstellung

Family Cites Families (30)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
US2664369A (en) * 1951-08-06 1953-12-29 United States Steel Corp Method of softening low-carbon medium-alloy steel
JP3750789B2 (ja) * 1999-11-19 2006-03-01 株式会社神戸製鋼所 延性に優れる溶融亜鉛めっき鋼板およびその製造方法
FR2850671B1 (fr) 2003-02-05 2006-05-19 Usinor Procede de fabrication d'une bande d'acier dual-phase a structure ferrito-martensitique, laminee a froid et bande obtenue
EP1865085B1 (en) 2005-03-31 2016-03-09 Kabushiki Kaisha Kobe Seiko Sho High-strength cold-rolled steel sheet excellent in coating adhesion, workability and hydrogen embrittlement resistance, and steel component for automobile
EP2143816B1 (en) 2007-04-11 2020-02-26 Nippon Steel Corporation Hot dip plated high-strength steel sheet for press forming use excellent in low-temperature toughness and process for production thereof
JP5402007B2 (ja) * 2008-02-08 2014-01-29 Ｊｆｅスチール株式会社 加工性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板およびその製造方法
KR100985375B1 (ko) * 2008-05-20 2010-10-04 주식회사 포스코 고강도 고가공성 냉연강판, 용융아연도금강판 및 그제조방법
JP5418047B2 (ja) * 2008-09-10 2014-02-19 Ｊｆｅスチール株式会社 高強度鋼板およびその製造方法
JP5412182B2 (ja) * 2009-05-29 2014-02-12 株式会社神戸製鋼所 耐水素脆化特性に優れた高強度鋼板
JP5287770B2 (ja) * 2010-03-09 2013-09-11 Ｊｆｅスチール株式会社 高強度鋼板およびその製造方法
CA2805834C (en) 2010-08-12 2016-06-07 Jfe Steel Corporation High-strength cold rolled sheet having excellent formability and crashworthiness and method for manufacturing the same
JP5719545B2 (ja) * 2010-08-13 2015-05-20 新日鐵住金株式会社 伸びとプレス成形安定性に優れた高強度薄鋼板
BR112013006143B1 (pt) * 2010-09-16 2018-12-18 Nippon Steel & Sumitomo Metal Corporation chapa de aço de alta resistência e chapa de aço revestida com zinco de alta resistência que têm excelente ductilidade e capacidade de estiramento-flangeamento e método de fabricação das mesmas
WO2012120020A1 (en) * 2011-03-07 2012-09-13 Tata Steel Nederland Technology Bv Process for producing high strength formable steel and high strength formable steel produced therewith
KR101549317B1 (ko) * 2011-03-28 2015-09-01 신닛테츠스미킨 카부시키카이샤 냉연 강판 및 그 제조 방법
JP5825119B2 (ja) 2011-04-25 2015-12-02 Ｊｆｅスチール株式会社 加工性と材質安定性に優れた高強度鋼板およびその製造方法
UA112771C2 (uk) 2011-05-10 2016-10-25 Арселормітталь Інвестігасьон І Десароло Сл Сталевий лист з високою механічною міцністю, пластичністю і формованістю, спосіб виготовлення та застосування таких листів
JP5856002B2 (ja) * 2011-05-12 2016-02-09 Ｊｆｅスチール株式会社 衝突エネルギー吸収能に優れた自動車用衝突エネルギー吸収部材およびその製造方法
CN103842541B (zh) 2011-09-30 2016-03-30 新日铁住金株式会社 烘烤硬化性优良的高强度热浸镀锌钢板、高强度合金化热浸镀锌钢板以及它们的制造方法
JP5327410B1 (ja) * 2011-09-30 2013-10-30 新日鐵住金株式会社 耐衝撃特性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板およびその製造方法、並びに、高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板およびその製造方法
TWI468534B (zh) * 2012-02-08 2015-01-11 Nippon Steel & Sumitomo Metal Corp 高強度冷軋鋼板及其製造方法
EP2631333A1 (de) 2012-02-24 2013-08-28 Henkel AG & Co. KGaA Vorbehandlung von Zinkoberflächen vor einer Passivierung
JP5764549B2 (ja) * 2012-03-29 2015-08-19 株式会社神戸製鋼所 成形性および形状凍結性に優れた、高強度冷延鋼板、高強度溶融亜鉛めっき鋼板および高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板、ならびにそれらの製造方法
JP6232045B2 (ja) * 2012-03-30 2017-11-15 フォエスタルピネ スタール ゲゼルシャフト ミット ベシュレンクテル ハフツングＶｏｅｓｔａｌｐｉｎｅ Ｓｔａｈｌ Ｇｍｂｈ 高強度冷間圧延鋼板およびそのような鋼板を作製する方法
IN2014DN11262A (es) * 2012-07-31 2015-10-09 Jfe Steel Corp
JP5821911B2 (ja) * 2013-08-09 2015-11-24 Ｊｆｅスチール株式会社 高降伏比高強度冷延鋼板およびその製造方法
WO2015088523A1 (en) 2013-12-11 2015-06-18 ArcelorMittal Investigación y Desarrollo, S.L. Cold rolled and annealed steel sheet
JP6306481B2 (ja) * 2014-03-17 2018-04-04 株式会社神戸製鋼所 延性及び曲げ性に優れた高強度冷延鋼板および高強度溶融亜鉛めっき鋼板、並びにそれらの製造方法
US10392677B2 (en) * 2014-10-24 2019-08-27 Jfe Steel Corporation High-strength hot-pressed part and method for manufacturing the same
WO2017109542A1 (en) 2015-12-21 2017-06-29 Arcelormittal Method for producing a high strength steel sheet having improved ductility and formability, and obtained steel sheet

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